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文檔簡介
1、DL/T438-2009“火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程”解讀李益民1 范長信1 趙彥芬2 梁軍3 嚴(yán)蘇星4 蔡文河5 林介東61.西安熱工研究院有限公司; 2.蘇州熱工研究院有限公司3.神華國華(北京)電力研究院有限公司; 4.陜西電力科學(xué)研究院5.華北電力科學(xué)研究院有限責(zé)任公司; 6.廣東電網(wǎng)公司電力科學(xué)研究院摘 要:對DL/T438-2009的修訂背景、修訂基本原則做了簡要介紹,重點介紹了取消低合金鋼碳化物、蠕變孔洞的檢測監(jiān)督、蒸汽管道不強制進行蠕脹檢測的技術(shù)背景和9-12%Cr鋼制高溫部件檢驗監(jiān)督技術(shù)判據(jù)的技術(shù)依據(jù)。關(guān)鍵詞:DL/T438 金屬監(jiān)督 碳化物 蠕變孔洞 蠕脹檢測 9-12%C
2、r鋼1“火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程”的歷程1983年由原水利電力部首次頒布SD107-83“火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程”,為我國電力行業(yè)金屬監(jiān)督的第一個標(biāo)準(zhǔn),1991年第一次修訂,由原能源部頒布,標(biāo)準(zhǔn)號改為DL438。2000年第二次修訂,由原國家經(jīng)貿(mào)部頒布DL438-2000,2009年第三次修訂,由國家發(fā)展和改革委員會能源局頒布DL/T438-2009。 2 標(biāo)準(zhǔn)屬性 SD107-83、DL438-91和DL438-2000標(biāo)準(zhǔn)號中均無“/T”,DL/T438-2009標(biāo)準(zhǔn)號中加上“/T”。“/T”意為推薦性標(biāo)準(zhǔn)。根據(jù)中華人民共和國標(biāo)準(zhǔn)化法、中華人民共和國標(biāo)準(zhǔn)化法實施條例中的規(guī)定:凡保障人
3、民生命、財產(chǎn)安全、人身健康,環(huán)境保護和公共利益的標(biāo)準(zhǔn),法律、行政法規(guī)規(guī)定強制執(zhí)行的標(biāo)準(zhǔn),是強制性標(biāo)準(zhǔn)。其它為推薦性標(biāo)準(zhǔn)。此后,我國所有的技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)號中均加上“/T”。中華人民共和國“工程建設(shè)標(biāo)準(zhǔn)強制性條文-電力工程部分-2006 ”(中華人民共和國建設(shè)部發(fā))中涉及電力建設(shè)的有三篇“第一篇 火力發(fā)電工程、第二篇 水力發(fā)電及新能源工程、第三篇 電氣輸變電工程”,其中“第一篇 火力發(fā)電工程”中的強制性條文涉及到DL438、DL869“火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程”、DL/T820“管道焊接接頭超聲波檢驗技術(shù)規(guī)程”、DL/T821“鋼制承壓管道對接焊接接頭射線檢驗技術(shù)規(guī)程”中諸多條款。這表明在電力建設(shè)階段相關(guān)
4、的金屬監(jiān)督條款為強制性條文。強制性條文具有法規(guī)屬性,不執(zhí)行就是違法。強制性條文的法律地位表現(xiàn)主要在以下兩點:一是明確了強制性條文是參與建設(shè)活動各方執(zhí)行工程建設(shè)強制性標(biāo)準(zhǔn)和政府對執(zhí)行情況實施監(jiān)督的依據(jù);二是明確了列入強制性條文的所有條款都必須嚴(yán)格執(zhí)行。3修訂的背景和依據(jù)原規(guī)程DL438-2000的修訂是依據(jù)“中國電力企業(yè)聯(lián)合會部門文件標(biāo)綜20057號文關(guān)于轉(zhuǎn)發(fā)國家發(fā)改委2005年行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)項目計劃(電力行業(yè))的通知”,修訂主要考慮以下情況:2000年后頒布了50多個與電力金屬檢驗監(jiān)督相關(guān)的國家、電力、機械、冶金新規(guī)程。2000年后頒布了幾十個國外相關(guān)新標(biāo)準(zhǔn)(ASME、ASTM、DIN EN、BS
5、EN)。超臨界、超超臨界機組新型耐熱鋼的應(yīng)用。近幾年,我國的超臨界、超超臨界機組發(fā)展迅猛。目前在建及投運的600MW及以上超超臨界機組已達200臺以上,此類機組的溫度、壓力高達605左右和26MPa。在如此高的溫度和壓力下,必然采用一些新的耐熱鋼。對這些新的耐熱鋼部件的檢驗監(jiān)督是電廠金屬工作者一個突出的新問題。目前,國內(nèi)外對這些新型耐熱鋼的力學(xué)性能、焊接及熱處理特性進行了大量的研究,為此類機組的金屬監(jiān)督提供技術(shù)依據(jù)。 機組狀態(tài)檢修技術(shù)的開展。機組態(tài)檢修的模式有:基于設(shè)備風(fēng)險評估的維修(Risk Based MaintenanceRBM);可靠性維修(Reliability Centered M
6、aintenanceRCM);預(yù)知性維修(Predictive MaintenancePDM);預(yù)防性維修(Preventiv MaintenancePM)等。國內(nèi)目前開展的以機組高溫關(guān)鍵部件狀態(tài)評估和壽命評估為基礎(chǔ)的設(shè)備狀態(tài)檢修,必然要對機組,特別是機組的關(guān)鍵部件,例如汽輪機轉(zhuǎn)子、汽缸、發(fā)電機轉(zhuǎn)子、護環(huán)、發(fā)電機絕緣、鍋爐汽包、汽水分離器,高溫聯(lián)箱、蒸汽管道、高溫過熱器、高溫再熱器管的質(zhì)量狀況、材質(zhì)狀態(tài)作出評估。4修訂的基本原則 2006年7月,項目組第一次會議確定了以下修訂的基本原則: (1)將原規(guī)程的“1范圍”與“3總則”合并并刪減有關(guān)內(nèi)容。(2)引用標(biāo)準(zhǔn)采用最新的版本。(3)取消對高溫部
7、件,特別是低合金耐熱鋼的碳化物檢測監(jiān)督(因為其規(guī)律性較差)。(4)取消對高溫部件,特別是低合金耐熱鋼的蠕變孔洞的檢驗監(jiān)督(因為在未爆裂的蒸汽管道、高溫聯(lián)箱中,即使運行30多萬小時,在光學(xué)顯微鏡下也未檢測到確切的蠕變空洞)。(5)不強制要求對新建機組主蒸汽管道、高溫再熱蒸汽管道進行蠕脹檢測。(6)增加對912Cr鋼制高溫部件的檢驗監(jiān)督內(nèi)容。(7)將聯(lián)箱分為高溫聯(lián)箱和低溫聯(lián)箱,高溫聯(lián)箱監(jiān)督為獨立章節(jié);低溫聯(lián)箱與主給水管道合并寫。原來規(guī)程將聯(lián)箱與主給水管道作為一個章節(jié)。(8)對噴水減溫器聯(lián)箱的檢驗監(jiān)督內(nèi)容進行增加。(9)原規(guī)程將汽輪機與發(fā)電機作為一個章節(jié),修訂的規(guī)程將汽輪機與發(fā)電機作為獨立章節(jié)。(1
8、0)取消對發(fā)電機中心孔的檢驗。因為發(fā)電機中心孔內(nèi)有線棒等裝置,而可檢測的區(qū)段很小。(11)對高溫螺栓的檢驗監(jiān)督與DL439相一致。(12)由于20號鋼、碳鋼、15CrMo和12Cr1MoV、10CrMo910已頒布了相應(yīng)的球化、石墨化標(biāo)準(zhǔn),故取消原規(guī)程中的附錄D、E和F。對所有監(jiān)督的部件強調(diào)制造、安裝和機組運行的全過程檢驗監(jiān)督。5 有關(guān)重要條款的修訂說明5.1取消對高溫部件,特別是低合金耐熱鋼碳化物的檢測監(jiān)督火力發(fā)電廠高溫部件在長期高溫運行過程中,金屬材料不但會發(fā)生珠光體球化(在珠光體鋼中)、石墨化(碳鋼和鉬鋼),鋼中合金元素還會發(fā)生在碳化物與基體間的重新分配,即基體中的合金元素會向碳化物中轉(zhuǎn)
9、移,基體中合金元素出現(xiàn)貧化。另一方面,碳化物的結(jié)構(gòu)類型、數(shù)量和分布也會發(fā)生變化,變化的結(jié)果是力求使碳化物變?yōu)楦€(wěn)定的碳化物類型,并使其分布處于更穩(wěn)定的狀態(tài)。上述過程的發(fā)生是由于高溫下合金元素原子擴散的結(jié)果。鋼中合金元素在碳化物與基體間的重新分配、碳化物結(jié)構(gòu)類型的變化過程與鋼的化學(xué)成分、原始組織狀態(tài)、運行條件(溫度和時間)等因素有關(guān)?;w中合金元素向碳化物中的轉(zhuǎn)移導(dǎo)致了基體中合金元素的貧化,使鋼的基體強度、硬度以及蠕變強度和持久強度下降。所以,原規(guī)程7.36條中有對低合金鋼制主蒸汽管道和再熱蒸汽管道碳化物中Mo含量的規(guī)定,但大量的試驗檢測結(jié)果表明:碳化物中合金元素的含量規(guī)律性較差。表1四川地區(qū)火
10、電廠蒸汽管道用鋼運行不同時間后碳化物中合金元素含量的測試統(tǒng)計。由表1可見:無論是同一管道相近兩點的試驗數(shù)據(jù)還是相同運行歷程的管道不同點處的測試數(shù)據(jù),都存在較大的差異。例如,成都熱電廠5號爐12CrMo鋼制主蒸汽管道,在510下運行60000h三個測點的碳化物中Cr、Mo元素占基體中該合金元素含量百分比相差一倍以上,而運行170000h的2號爐主蒸汽管道(與5號爐主蒸汽管道運行參數(shù)相同)的Mo元素含量與運行60000h的相近,無法判斷運行時間對Mo元素占基體中該合金元素含量的影響。江油電廠3號爐主蒸汽管道與5號至6號爐主汽母管均在540下運行100000h,其Cr、Mo元素占基體中該合金元素含量
11、百分比也相差一倍以上。而豆壩電廠1號爐主汽管監(jiān)督段,在540下運行120000 h后,不同測點的Cr元素含量相差近一倍,Mo元素含量相差達33%。這表明低合金耐熱鋼經(jīng)不同時間運行后,碳化物中合金元素含量占基體中合金元素含量的百分比的數(shù)值還比較散亂。在其它的研究報告中也發(fā)現(xiàn)過類似的現(xiàn)象。 上述試驗是在現(xiàn)場用電解法萃取碳化物,然后在實驗室進行分析,試驗中已排除了管道表面脫碳的影響。表1 四川地區(qū)一些火電廠蒸氣管道用鋼不同時間運行后碳化物中合金元素的含量1管道名稱測點號材料運行時間/溫度碳化物中合金元素/基體中合金元素(%)CrMoV成都熱電廠5號爐主汽管測點 112CrMo60000 h51013
12、.6720.93測點 217.1842.31測點 326.5732.56成都熱電廠2號爐主汽管12CrMo170000 h 51041.2941.72豆壩電廠1號爐主汽管監(jiān)督段測點 112Cr1MoV120000 h5405.6440.8297.15測點 211.6949.5499.65測點 36.1633.3393.91江油電廠3號爐主汽管10CrMo910100000 h54043.6640.18江油電廠5號至6號爐主汽母管測點210CrMo910100000 h54029.1679.37測點 323.6474.70重慶電廠31號爐主汽管測點 110CrMo91010799 h5407.2
13、833.75測點 211.7935.96測點 311.0249.47圖1顯示了12CrMo和15CrMo鋼在高溫下運行不同時間后碳化物中Mo元素含量占基體中Mo元素的百分比。由圖1可見:數(shù)據(jù)分散性很大,隨著運行時間的增長,分散性更大。(a)12CrMo鋼 (b)15CrMo鋼圖1低合金鋼運行不同時間后碳化物中Mo元素含量2表2列出了淮北電廠2號機組10CrMo910鋼制主蒸汽管道經(jīng)不同時間運行后碳化物中合金元素含量與蠕變強度、持久強度和拉伸強度的變化3。由表2可見:隨著鋼中合金元素從基體向碳化物中的轉(zhuǎn)移,鋼的蠕變強度和持久強度有所下降,但從61597小時到108471小時,鋼的拉伸強度沒有變化
14、。表2 10CrMo910鋼不同運行時間后碳化物中合金元素含量與強度的關(guān)系管樣狀態(tài)運行時間碳化物中合金元素/基體中合金元素(%)0.2MPabMPaMPaCrMo第一次割管35132 h15.156.2441(縱)508(縱)89.2第二次割管61597 h14.261.2274(縱)294(橫)515(縱)529(橫)86.2第三次割管108471 h11.8165.9295(橫)522(橫)85.9資料4綜述了對1Cr-0.5Mo和2.25Cr-1Mo(10CrMo910)鋼在高溫下碳化物結(jié)構(gòu)衍化的研究結(jié)果,表明1Cr-0.5Mo鋼在高溫時效過程的開始階段,基體中的合金元素含量快速減少,晶
15、格參數(shù)發(fā)生明顯變化;隨著時效時間的延長,M23C6/M3C的比值增加。其研究結(jié)果雖有一定的趨勢,但數(shù)據(jù)的分散度無法建立這些參數(shù)與時效歷程的定量關(guān)系。對2.25Cr-1Mo鋼的碳化物衍化研究結(jié)果表明:M6C的量占鋼中碳化物總量的百分比隨著時間的延長和溫度的升高而增加,借助于Larson-Miler參數(shù)建立的LMP與M6C的關(guān)系曲線見圖2。由圖可見:M6C的量隨著LMP的增加而增加,但幾條曲線差異很大,圖中同時顯示了鋼中磷含量對M6C量的顯著影響。圖7-28 LMP與M6C的關(guān)系曲線23圖2 LMP與M6C的關(guān)系曲線4由前所述可見:關(guān)于合金元素在碳化物與基體間的重新分配與碳化物結(jié)構(gòu)隨運行時間的延長
16、而變化,有的試驗結(jié)果有一定的規(guī)律性,但有的試驗結(jié)果無明顯的規(guī)律性,而這些結(jié)果與部件的安全運行壽命更無明確的規(guī)律,所以對低合金耐熱鋼在高溫長期運行下的碳化物中合金元素的含量和結(jié)構(gòu)的變化規(guī)律還需進一步研究,積累數(shù)據(jù)。鑒于此種狀態(tài),在新修訂的DL/T438-2009火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程中取消了原DL/T438-2000中對低合金碳化物的檢測監(jiān)督。5.2取消對低合金耐熱鋼的蠕變孔洞的檢驗監(jiān)督新修訂的DL438取消對高溫部件,特別是低合金耐熱鋼的蠕變孔洞的檢驗監(jiān)督。金屬部件在高溫下長期運行產(chǎn)生蠕變孔洞,在鎳基合金和奧氏體不銹鋼中有顯著的特征。但對低合金耐熱鋼的蠕變孔洞的檢測,目前國內(nèi)外有三種觀點。
17、在蠕變第一階段末第二階段開始即出現(xiàn)蠕變孔洞;在蠕變第二階段末第三階段開始出現(xiàn)蠕變孔洞;低合金耐熱鋼在蠕變斷裂前才出現(xiàn)蠕變孔洞。(1)1983年德國學(xué)者Neubauer和Wedel研究低合金耐熱鋼的蠕變孔洞,認為在蠕變曲線第二階段末、第三階段初出現(xiàn)蠕變孔洞(見圖3),且將蠕變孔洞劃分為A、B、C、D四個級別。圖3資料5提供的蠕變孔洞分級示意圖(2)資料6對安大略水電局火電機組的P11、P22鋼制主蒸汽管道、再熱蒸汽管道的蠕變損傷進行了長期的研究,表明低合金耐熱鋼在蠕變第階段開始就可檢測出亞微觀尺度的孔洞,也將蠕變孔洞劃分為A、B、C、D四個級別(見圖4),在A級中又劃分為三個小的級別。A級:獨立
18、的蠕變孔洞 個別孔洞:在復(fù)型面積的25內(nèi)發(fā)現(xiàn)孔洞,孔洞密度小于300Nmm2 少量空洞:在近復(fù)型面積50內(nèi)發(fā)現(xiàn)孔洞,孔洞密度在300N1000Nmm2 密集孔洞:孔洞密度大于1000Nmm2B級:帶有位向的蠕變孔洞C級:微裂紋D級:宏觀裂紋圖4資料6提供的蠕變孔洞分級示意圖(3)1977年瑞士學(xué)者Rosselet,A和英國學(xué)者Wickens,A 1980年發(fā)表的論文表明7、8:對于低合金耐熱鋼來說,在蠕變斷裂前的短時間內(nèi)才會觀察到蠕變孔洞,意味著在蠕變的第、階段觀察不到蠕變孔洞。(4)國內(nèi)對低合金耐熱鋼蠕變孔洞的檢查結(jié)果國內(nèi)電站金屬工作者對12CrMo、15CrMo、12Cr1MoV、10Cr
19、Mo910等低合金耐熱鋼的蠕變孔洞進行了大量的試驗研究。除了在爆裂管裂紋尖端附近發(fā)現(xiàn)有確切的蠕變孔洞外,在遠離爆口的區(qū)段和運行中割管樣品中均未發(fā)現(xiàn)確切的蠕變孔洞,這種爆裂管裂紋尖端附近的蠕變孔洞主要由裂紋尖端的應(yīng)力集中有關(guān)。資料9、10對兩個電廠前蘇聯(lián)建造機組運行30.8萬(540)和38.5萬(510)小時的121和12鋼制主蒸汽母管進行了現(xiàn)場復(fù)型金相檢查和割管取樣試驗,在光學(xué)顯微鏡下均未發(fā)現(xiàn)確切的蠕變孔洞。圖5顯示了運行38.5萬(510)小時的12鋼的金相組織形貌。圖5 12取樣彎管外弧側(cè)外壁的微觀組織 400X資料11對幾個經(jīng)長期運行后的蠕變破裂的15CrMo、12CrMo和12Cr1
20、MoV鋼制主蒸汽管道彎頭進行了微觀蠕變損傷的研究,結(jié)果表明:失效管道試樣按常規(guī)的金相檢測方法在顯微鏡下觀察,組織清晰,晶界上有大量的碳化物,在晶界上觀察不到蠕變孔洞;將試樣拋光腐蝕1-2次后,在光學(xué)顯微鏡下仍觀察不到蠕變孔洞,但在掃描電子顯微鏡下可見晶界上碳化物與基體有微裂紋;再將試樣拋光腐蝕3-4次后,在光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡下可觀察到沿晶界分布的蠕變“孔洞”形貌(圖6),“孔洞”形狀與碳化物形狀相似,尺寸稍大于碳化物。該“孔洞”實際上是試樣經(jīng)多次拋光腐蝕而使碳化物剝落的痕跡,并非蠕變損傷理論中所述的孔洞。這一研究結(jié)果也表明:在低合金耐熱鋼中幾乎也未發(fā)現(xiàn)蠕變損傷理論中所述的孔洞。圖6 1
21、5CrMo鋼制蒸汽管道材料多次拋光腐蝕在光學(xué)顯微鏡下觀察的蠕變“孔洞”3.2低合金耐熱鋼蠕變孔洞的檢測關(guān)于蠕變孔洞的檢查。對于在役的蒸汽管道、高溫聯(lián)箱等部件,主要通過復(fù)型金相技術(shù)來檢測蠕變孔洞,復(fù)型金相技術(shù)檢測蠕變孔洞的原理見圖7。復(fù)型材料一般為醋酸纖維紙或有機玻璃片。復(fù)型技術(shù)反映部件金屬表面蠕變損傷的準(zhǔn)確性與下列因素有關(guān):復(fù)型材料。有機玻璃片或醋酸纖維紙;與醋酸纖維紙的厚度也有關(guān)。根據(jù)圖7,若采用較厚的醋酸纖維紙,則不能與金相磨面緊密貼合,故不能精確反映部件金屬表面蠕變損傷;與磨面拋光后的光潔度有關(guān),光潔度越高,越能精確反映部件金屬表面蠕變損傷;與腐蝕工藝有關(guān)。資料11對低合金耐熱鋼制主蒸汽
22、管道彎頭,將試樣拋光腐蝕1-2次后在光學(xué)顯微鏡下觀察不到蠕變孔洞,再將試樣拋光腐蝕3-5次后,才可在光學(xué)顯微鏡觀察到沿晶界分布的蠕變“孔洞”形貌。圖7 復(fù)型金相檢測原理圖8 立方體小試樣對于從部件上割取的試樣,則直接在實驗室進行金相檢測,在實驗室進行的微觀組織損傷檢查也與檢驗人的技術(shù)水平有關(guān)。資料9曾對運行30.8萬小時的121鋼制蒸汽管道(運行溫度540,壓力9.8MPa)進行了微觀組織的損傷檢查。對取自彎管外弧側(cè)的同一個立方體小試樣的三個面(圖8),在不同的實驗室讓不同的檢驗人員進行金相檢驗,檢驗要求各自按其常規(guī)進行金相檢驗的方法進行。圖9為某高校實驗室在管道外壁進行的金相檢驗結(jié)果,經(jīng)腐蝕
23、的磨面在掃描電鏡下晶界可見明顯的蠕變“孔洞”,根據(jù)此照片,加之管道已運行30.8萬小時,判斷管道的微觀蠕變損傷相當(dāng)嚴(yán)重。由于外壁是管道的外弧面,通常認為蠕變損傷最為嚴(yán)重,故選內(nèi)壁面在另一實驗室進行檢查,在光學(xué)顯微鏡下未觀察蠕變孔洞(圖10),隨后,又對試樣側(cè)面(管道橫截面,包括內(nèi)外壁面)進行金相檢查,其微觀組織的形貌與圖10相似,鑒于內(nèi)壁、側(cè)面檢查均未見明顯的蠕變孔洞,故對外壁面重新進行拋光腐蝕,然后在光學(xué)顯微鏡下觀察,其微觀組織的形貌也與圖10相似。由此排除了晶界的蠕變孔洞。當(dāng)然,這里未考慮光學(xué)顯微鏡與掃描電鏡對晶界蠕變孔洞觀察的差異,但試樣均為按常規(guī)金相制樣的工藝進行。 圖9 金相試樣A面
24、在掃描電鏡下的形貌 圖10金相試樣B面在光學(xué)顯微鏡的形貌對運行30.8萬小時的121鋼制蒸汽管道在直段和彎管部位進行了大量的復(fù)型金相檢查。圖11(a)為用較薄的醋酸纖維紙復(fù)型后,對復(fù)膜直接在光學(xué)顯微鏡直接觀察的形貌,其形貌與晶界的蠕變孔洞非常相似。若將復(fù)膜粘貼在玻璃片上在光學(xué)顯微鏡下觀察,則觀察不到與圖11(a)相似的形貌(見圖11(b)。這是由于磨面上晶界碳化物的硬度遠高于基體,晶界碳化物的高度高于基體(見圖7),較薄的醋酸纖維紙與磨面貼合緊密,若復(fù)膜不粘貼在玻璃片上則呈現(xiàn)不平,復(fù)膜上較低的部位恰好是磨面上碳化物較高的部位,所以在光學(xué)顯微鏡下觀察,晶界碳化物呈現(xiàn)黑色的類似晶界蠕變孔洞的形貌。
25、當(dāng)復(fù)膜粘貼在玻璃片上后,由磨面上碳化物與基體高度差導(dǎo)致的復(fù)膜的高度差被展平,所以觀察不到晶界黑色的鏈狀“孔洞”。 (a)復(fù)型膜的直接觀察形貌 (b)復(fù)型膜置于玻璃片上的觀察形貌 圖11 121彎管外弧側(cè)外壁的復(fù)型金相組織 400X綜上所述,低合金耐熱鋼蠕變孔洞的論述有三種觀點:一種認為在蠕變曲線第階段末、第階段初出現(xiàn)蠕變孔洞;一種表明在蠕變第階段開始就可檢測出亞微觀尺度的孔洞;一種表明在蠕變斷裂前的短時間內(nèi)才會觀察到蠕變孔洞。對運行30.8萬小時的121鋼制主蒸汽管道蠕變損傷的研究未發(fā)現(xiàn)明顯的蠕變孔洞;對15CrMo、12CrMo和12Cr1MoV鋼制主蒸汽管道爆破彎頭的蠕變孔洞的檢測表明:試
26、樣拋光腐蝕3-5次后觀察到的蠕變“孔洞”形貌,實際上是試樣經(jīng)多次拋光腐蝕而使碳化物剝落的痕跡,并非蠕變損傷理論中所述的孔洞。基于此,在新修訂的DL/T438-2009“火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程”中對DL/T438-2000中的附錄C“蠕變損傷的評級”的內(nèi)容取消了蠕變孔洞的評判。另外,原國家發(fā)展和改革委員會2005年第45號公告已廢止了DL/T551-1994“低合金耐熱鋼蠕變孔洞檢驗技術(shù)工藝導(dǎo)則”,表明該工藝導(dǎo)則不能準(zhǔn)確檢驗低合金耐熱鋼的蠕變孔洞。5.3 關(guān)于蒸汽管道的蠕脹檢測新修訂的DL/T438-2009中條對“對新建機組蒸汽管道,不強制要求安裝蠕變變形測點;對已安裝了蠕變變形測點的蒸汽
27、管道,則繼續(xù)按照DLT441進行檢驗”。根據(jù)國內(nèi)幾十年來對蒸汽管道的蠕脹檢測,鮮有周向蠕變應(yīng)變達到1。西固電廠運行30.8萬(540)小時的12Cr1MoV鋼制主蒸汽母管,其最大周向蠕變應(yīng)變僅為0.7,戶縣電廠運行38.5萬(510)小時的12MX鋼制主蒸汽母管,其最大周向蠕變應(yīng)變僅為0.264%。另外,電廠金屬監(jiān)督人員普遍反映,蒸汽管道的蠕脹檢測誤差較大,特別是對300MW以上機組的再熱蒸汽管道,用很大的千分尺測量,其零點位置由于千分尺的自重會變化,故測量誤差更大。而引進的一些國外機組,在管道設(shè)計上就無蠕脹檢測。從金屬材料高溫蠕變的規(guī)律來講,在較低應(yīng)力下隨著運行時間的延長,材料會發(fā)生蠕變延性
28、耗竭,即塑性越來越降低,蠕變應(yīng)變量越來越小,甚至未達到1蠕變應(yīng)變時材料會發(fā)生脆化。最終管道的失效可能不是由于蠕變應(yīng)變超標(biāo),而可能是脆性斷裂。所以檢測管道的周向蠕變應(yīng)變并不能預(yù)防管道的脆性斷裂,而主要由材料微觀組織的老化程度和力學(xué)性能的劣化來判斷。5.4 關(guān)于912Cr鋼制高溫部件的檢驗監(jiān)督對于超(超)臨界機組912Cr鋼制高溫部件的檢驗監(jiān)督,除了控制表面質(zhì)量、內(nèi)部缺陷、幾何尺寸之外,重要的檢驗控制金相組織與硬度。大量的試驗表明:此類鋼在高溫下長期運行,除非組織老化十分嚴(yán)重,一般運行10萬h左右其金相組織的變化在光學(xué)顯微鏡下很難分辨,。資料12研究了P92鋼在110MPa、600下試驗60628
29、小時后微觀組織的變化(圖12(b),與原始管樣的組織形貌相比(圖12(a),兩者無明顯差異。這表明在光學(xué)顯微鏡下難以觀察運行時間不長的P92鋼的組織變化。故對此類鋼強調(diào)硬度檢測監(jiān)督。 (a)P92原始管組織形貌 (b)P92鋼管試驗60628h斷裂試樣的金相組織圖12 P92鋼管蠕變后的微觀組織形貌(600 ºC ,110MPa,距斷裂面10mm)表3示出了P91鋼不同硬度與拉伸強度的關(guān)系。由表3可見:硬度偏低(168HB)的90°區(qū)域材料的拉伸強度不滿足ASTM A335規(guī)范的要求;硬度為180HB的135°的區(qū)域材料的拉伸強度略高于標(biāo)準(zhǔn)下限。 表3 管段不同硬
30、度區(qū)域材料的室溫拉伸試驗結(jié)果13試樣編號抗拉強度Rm/MPa屈服強度Rp0.2/MPa便攜式硬度計測量平均值/HB臺式硬度計測量平均值/HBZW(90°)157035515016825653503575370HW(90°)456535015016855703506565350ZN(-90°)766050518519186605059655500HN(135°)106655151771801165050512665515SA-335585415注Z為縱向;H為橫向;W為外壁;N為內(nèi)壁。表4示出了P91鋼不同硬度焊縫的室溫拉伸強度和沖擊功。由表4可見:低硬度
31、焊縫接頭的拉伸屈服強度已接近母材下限;高硬度焊縫的拉伸強度較高,但沖擊功遠低于GB53102008和EN 10216大于40J的要求。表4 P91鋼不同硬度焊縫的室溫拉伸強度和沖擊功14試樣名稱硬度/HB沖擊功AKV/JRp0.2/MPaRm/MPaWRLHAZWRLHAZ母材216、216166 164 147(縱向)185 179 182(橫向520500510685680680低硬度焊接接頭1911941991791861749194117130921201809185420425420625630620高硬度焊接接頭27428520921923522018182233191798101
32、90490495490665675670SA-335對母材要求415585文獻14還對P91主蒸汽管道焊縫的硬度與室溫斷裂韌度進行了試驗研究,結(jié)果表明:對低硬度焊縫來說,獲得的表觀啟裂韌度和條件啟裂韌度分別為0.05=0.186mm和0.2=0.322 mm;對高硬度焊縫來說,由圖13的不同硬度焊縫的載荷-位移(PV)曲線可見,曲線在直線段最大載荷點時突然斷裂,無裂紋擴展區(qū)段,呈現(xiàn)明顯的脆斷。因而只能測定裂紋擴展量a>0.2時的脆性失穩(wěn)裂紋張開位移值CTOD,其最小值和平均值分別為Umin=0.015 和Up=0.02 。試驗結(jié)果表明,低硬度焊縫具有較高的斷裂韌度,高硬度焊縫的斷裂韌度則
33、很低。圖13 不同硬度焊縫的P-V曲線根據(jù)以上試驗結(jié)果和有關(guān)硬度與材料拉伸強度的標(biāo)準(zhǔn),新修訂的DL/T438-2009對此類鋼直管段母材的硬度要求應(yīng)均勻,且控制在180 HB250HB,同根鋼管上任意兩點間的硬度差不應(yīng)大于30HB;安裝前檢驗?zāi)覆挠捕刃∮?60HB時,應(yīng)取樣進行拉伸試驗。對于公稱直徑大于150mm或壁厚大于20mm的管道,100進行焊縫硬度檢驗;其余規(guī)格管道的焊接接頭按5抽檢;焊后熱處理記錄顯示異常的焊縫必須進行硬度檢驗;焊縫硬度應(yīng)控制在180HB270HB。華能企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定:焊縫硬度應(yīng)控制在180HB250HB。正在修訂的DL/T869“火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程(報批稿)附錄F
34、規(guī)范性附錄)9%12%Cr馬氏體型耐熱鋼焊接技術(shù)特殊要求”,硬度合格指標(biāo)為180HB-270HB。美國ASME SA-335規(guī)范中對P91鋼只規(guī)定了硬度上限值,即小于等于250HB,但無下限值規(guī)定。但美國ASME與CSEE(中國電機工程學(xué)會)2010年6月在西安舉行的超(超)臨界火電機組P91/P92鋼技術(shù)研討會上,ASME介紹其對9-12%Cr%鋼的最新技術(shù)要求,原材料硬度要求為195-250HB,考慮到后續(xù)加工(例如焊后熱處理),要求最小值增加到200-210HB。焊前進行硬度檢驗(焊縫2側(cè),每個截面4點),不小于195HB;焊接熱處理后硬度若低于190HB,檢查金相組織,重新正火+回火;
35、焊接熱處理后焊縫硬度高于280HB要重新回火;要求焊縫硬度低于250HB,母材高于190HB。對在役運行的9-12%Cr%鋼制部件,硬度高于190HB可以接受,若低于190HB則要進行金相組織檢查;對于硬度為170-185HB中間的材料尚不能明確的確定好與壞15。低的硬度除導(dǎo)致T/P91的拉伸強度降低外,還會導(dǎo)致鋼的持久強度明顯下降。圖14和圖15示出了硬度對T/P91鋼持久強度的影響。由圖14可見:當(dāng)硬度低于192HV時,持久強度即有明顯降低;當(dāng)硬度低于162HV時,持久強度的降低則更為嚴(yán)重。由圖15可見:當(dāng)硬度為180HB時,持久強度即有明顯降低,當(dāng)硬度為160HB時,持久強度則顯著降低。
36、圖14 硬度對T/P91鋼持久強度的影響15圖15 硬度對T/P91鋼持久強度的影響166 結(jié)論對DL/T438-2009的修訂背景、修訂基本原則做了簡要介紹,重點介紹了取消低合金鋼碳化物、蠕變孔洞的檢測監(jiān)督、蒸汽管道不強制進行蠕脹檢測的技術(shù)背景和9-12%Cr鋼制高溫部件檢驗監(jiān)督技術(shù)判據(jù)的技術(shù)依據(jù)。參 考 文 獻1 樊雪峰,碳化物相成分作為電廠金屬技術(shù)監(jiān)督和壽命預(yù)測數(shù)據(jù)的研究,全國第三屆電站金屬構(gòu)件失效分析與壽命管理學(xué)術(shù)會議,1991年4月于張家界2吳非文,火力發(fā)電廠高溫金屬運行,水利電力出版社, 3 凌德新 何 軍,淮北發(fā)電廠2號機組10CrMo910鋼主汽管運行10.8萬h材質(zhì)試驗分析及
37、使用期限預(yù)測,全國第五屆電站構(gòu)件失效分析與壽命管理學(xué)術(shù)會議論文集,1997年10月,井岡山4R.Viswanathan,Life assessment technology for fossil power plants,Proceedings of the American Power Conference,Volume 57-,57th Annual Meeting,1995,Chicago5DR.-ING. B. Neubauer,creep damage evolution in power plants,proceedings of second international conference on creep and fracture of engineering materials and structures part ,edited by B.Wilshire D.R.J.Owen .PINERIDGE Press ,Swansea,UK,19846M A Clark,P
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